《工程材料及應(yīng)用》課件第4章

第4章材料的固態(tài)相變及熱處理

4.1固態(tài)相變概述4.2鋼的熱處理原理4.3鋼的熱處理工藝

4.1固態(tài)相變概述

相變是一種非常普遍的現(xiàn)象，如物質(zhì)三態(tài)的相互轉(zhuǎn)化、固態(tài)物質(zhì)內(nèi)部結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變等都屬于相變的范疇。固體材料的組織、結(jié)構(gòu)在溫度、壓力、成分改變時(shí)所發(fā)生的轉(zhuǎn)變稱為固態(tài)相變。固態(tài)相變的規(guī)律是金屬材料熱處理的基礎(chǔ)。通過熱處理，可以改善材料的性能，強(qiáng)化材料，充分發(fā)揮材料的潛力。如馬氏體相變使鋼淬火強(qiáng)化；過飽和固溶體分解使合金時(shí)效強(qiáng)化等。因此，研究固態(tài)相變具有重要的實(shí)際意義。固態(tài)相變包括相結(jié)構(gòu)的變化、成分的變化和有序程度的變化。如金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變只有相結(jié)構(gòu)的變化，合金的有序化轉(zhuǎn)變只有原子排列有序程度的變化。復(fù)雜的固態(tài)相變則是相結(jié)構(gòu)和成分變化的綜合，甚至也有有序程度的變化。如合金的共析轉(zhuǎn)變同時(shí)有相結(jié)構(gòu)和成分的變化，過飽和固溶體的分解除有相結(jié)構(gòu)和成分的變化外，還有有序程度的變化等。

固態(tài)相變的種類很多，常見固態(tài)相變的種類和特征見表4－1。

固態(tài)相變按相變過程的動(dòng)力學(xué)特征（即相變過程中原子的運(yùn)動(dòng)特征）可分為擴(kuò)散型相變和非擴(kuò)散型相變。

表4－1固態(tài)相變的種類和特征

4.2鋼的熱處理原理

熱處理是將固態(tài)金屬或合金在一定介質(zhì)中加熱、保溫和冷卻，以改變材料整體或表面組織，從而獲得所需性能的工藝（圖4－1）。熱處理可大幅度地改善金屬材料的工藝性能。如T10鋼經(jīng)球化處理后，切削性能大大改善；而經(jīng)淬火處理后，其硬度可從處理前的20HRC提高到62～65HRC。因此熱處理是一種非常重要的加工方法，絕大部分機(jī)械零件必須經(jīng)過熱處理。在鋼的熱處理加熱、保溫和冷卻過程中，其組織結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生相應(yīng)變化。鋼中組織結(jié)構(gòu)變化的規(guī)律是鋼熱處理的理論基礎(chǔ)和依據(jù)。

圖4－1熱處理工藝曲線示意圖

4.2.1鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變

為了在熱處理后獲得所需性能，大多數(shù)熱處理工藝（如退火、正火、淬火等）都要將工件加熱到臨界溫度以上，以獲得全部或部分奧氏體組織，并使其成分均勻化，這一過程也稱為奧氏體化。加熱時(shí)形成的奧氏體的質(zhì)量（奧氏體化的程度、成分均勻性及晶粒大小等）對(duì)其冷卻轉(zhuǎn)變過程及最終的組織和性能都有極大的影響。因此了解奧氏體形成的規(guī)律，是掌握熱處理工藝的基礎(chǔ)。

圖4－2加熱和冷卻速度對(duì)臨界點(diǎn)A1、A3和Acm的影響

1．鋼的臨界溫度

根據(jù)Fe－Fe3C相圖，共析鋼加熱到A1線以上，亞共析鋼和過共析鋼加熱到A3線和Acm線以上時(shí)才能完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。在實(shí)際的熱處理過程中，按熱處理工藝的要求，加熱或冷卻都是按一定的速度進(jìn)行，因此相變是在非平衡條件下進(jìn)行的，必然要產(chǎn)生滯后現(xiàn)象，即有一定的過熱度或過冷度。因此在加熱時(shí)，鋼發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變的實(shí)際溫度比相圖中的A1

、A3、Acm點(diǎn)高，分別用Ac1、Ac3、Accm表示。同樣，在冷卻時(shí)奧氏體分解的實(shí)際溫度要比A1

、A3、Acm點(diǎn)低，分別用A1

、A3、Acm表示，如圖4－2所示。一般熱處理手冊(cè)中的數(shù)值都是在30～50℃/h的加熱（或冷卻）速度下所測(cè)得的結(jié)果，以供參考使用。

2．奧氏體的形成

1）奧氏體形成的基本過程

鋼在加熱時(shí)，奧氏體的形成過程符合相變的普遍規(guī)律，也是通過形核及核心長(zhǎng)大來完成的。以共析鋼為例，原始組織為珠光體，當(dāng)加熱到Ac1溫度以上時(shí)，則發(fā)生如下珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變：

這一轉(zhuǎn)變是由化學(xué)成分、晶格類型都不相同的兩個(gè)相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪粋€(gè)成分和晶格類型的新相，在轉(zhuǎn)變過程中要發(fā)生晶格改組和碳原子的重新分布，這一變化均需要通過原子的擴(kuò)散來完成，所以?shī)W氏體的形成是屬于擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。奧氏體的形成一般可分為如圖4－3所示的四個(gè)階段。

圖4－3共析鋼奧氏體形成過程示意圖

(a)A形核；（b)A長(zhǎng)大；(c)殘余滲碳體溶解；(d)均勻化

(1）奧氏體晶核的形成。奧氏體晶核一般優(yōu)先在鐵素體和滲碳體相界處形成。這是因?yàn)樵谙嘟缣?，原子排列紊亂，能量較高，能滿足晶核形成的結(jié)構(gòu)、能量和濃度條件。

（2）奧氏體晶核的長(zhǎng)大。奧氏體晶核形成后，它一面與鐵素體相接，另一面和滲碳體相接，并在濃度上建立起平衡關(guān)系。由于和滲碳體相接的界面碳濃度高，而和鐵素體相接的界面碳濃度低，這就使得奧氏體晶粒內(nèi)部存在著碳的濃度梯度，從而引起碳不斷從滲碳體界面通過奧氏體晶粒向低碳濃度的鐵素體界面擴(kuò)散，為了維持原來相界面碳濃度的平衡關(guān)系，奧氏體晶粒不斷向鐵素體和滲碳體兩邊長(zhǎng)大，直至鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體為止。

（3）殘余滲碳體的溶解。在奧氏體形成過程中，奧氏體向鐵素體方向成長(zhǎng)的速度遠(yuǎn)大于滲碳體的溶解，因此在奧氏體形成之后，還殘留一定量的未溶滲碳體。這部分滲碳體只能在隨后的保溫過程中，逐漸溶入奧氏體中，直至完全消失。

（4）奧氏體成分的均勻化。滲碳體完全溶解后，奧氏體中碳濃度的分布并不均勻，原來屬于滲碳體的地方含碳較多，而屬于鐵素體的地方含碳較少，必須繼續(xù)保溫，通過碳的擴(kuò)散，使奧氏體成分均勻化。

亞共析鋼和過共析鋼中奧氏體的形成過程與共析鋼基本相同，當(dāng)溫度加熱到Ac1線以上時(shí)，首先發(fā)生珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。對(duì)于亞共析鋼在Ac1

～Ac3的升溫過程中先共析鐵素體逐步向奧氏體轉(zhuǎn)變，當(dāng)溫度升高到Ac3以上時(shí)，才能得到單一的奧氏體組織。對(duì)于過共析鋼在Ac1

～Accm的升溫過程中先共析相二次滲碳體逐步溶入奧氏體中，只有溫度升高到Accm以上時(shí)，才能得到單一的奧氏體組織。

2）影響奧氏體形成的因素

鋼的奧氏體形成主要是通過形核和長(zhǎng)大來實(shí)現(xiàn)的，凡是影響形核和長(zhǎng)大的因素都影響奧氏體的形成速度。

（1）加熱溫度。隨著加熱溫度的提高，相變驅(qū)動(dòng)力增大，碳原子擴(kuò)散能力加大，原子在奧氏體中的擴(kuò)散速度加快，從而提高了形核率和長(zhǎng)大速度，加快了奧氏體的轉(zhuǎn)變速度；同時(shí)，溫度高時(shí)，GS和ES線間的距離大，奧氏體中碳原子濃度梯度大，所以?shī)W氏體化速度加快。

（2）加熱速度。在實(shí)際熱處理中，加熱速度越快，產(chǎn)生的過熱度就越大，可使轉(zhuǎn)變終了溫度和轉(zhuǎn)變溫度范圍越寬，完成的時(shí)間也就越短。

（3）鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。隨著鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，鐵素體和滲碳體的相界面增多，因而奧氏體的核心增多，奧氏體的轉(zhuǎn)變速度加快。

（4）合金元素。鋼中的合金元素不改變奧氏體形成的基本過程，但顯著影響奧氏體的形成速度。如鈷、鎳等增大碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，因而加快奧氏體化過程；鉻、鉬、釩等對(duì)碳的親和力較大，能與碳形成較難溶解的碳化物，顯著降低碳的擴(kuò)散能力，所以減慢奧氏體化過程；硅、鋁、錳等對(duì)碳的擴(kuò)散速度影響不大，不影響奧氏體化過程。因?yàn)楹辖鹪乜梢愿淖冧摰呐R界點(diǎn)，并影響碳的擴(kuò)散速度，它自身也在擴(kuò)散和重新分布，且合金元素的擴(kuò)散速度比碳慢得多，所以在熱處理時(shí)，合金鋼的熱處理加熱溫度一般都高些，保溫時(shí)間要長(zhǎng)些。（5）原始組織。原始珠光體中的滲碳體有片狀和粒狀兩種形式。當(dāng)原始組織中滲碳體為片狀時(shí)，奧氏體形成速度快，因?yàn)樗南嘟缑娣e大，并且滲碳體片間距愈小，相界面積愈大，同時(shí)奧氏體晶粒中碳濃度梯度也增大，所以長(zhǎng)大速度更快。

3.奧氏體晶粒大小及其控制

1）奧氏體晶粒度的概念

奧氏體晶粒大小對(duì)后續(xù)的冷卻轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得的組織與性能有著重要的影響。如圖4－4所示，奧氏體晶粒細(xì)時(shí)，退火組織珠光體亦細(xì)，則強(qiáng)度、塑性、韌性較好；淬火組織馬氏體也細(xì)，因而韌性得到改善。因此獲得細(xì)小的晶粒是熱處理過程中始終要注意的問題。奧氏體有以下三種不同概念的晶粒度。

（1）起始晶粒度。起始晶粒度是指珠光體剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的晶粒大小。起始晶粒度非常細(xì)小，在繼續(xù)加熱或保溫過程中還要繼續(xù)長(zhǎng)大。

圖4-4奧氏體晶粒大小對(duì)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物晶粒

大小的影響（示意圖）（2）本質(zhì)晶粒度。冶金部標(biāo)準(zhǔn)（YB/T5148—1993）中規(guī)定，將鋼試樣加熱到（930±10）℃，保溫3～8h，冷卻后制成金相試樣。在顯微鏡下放大100倍觀察，然后再和標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級(jí)圖（圖4－5）比較，測(cè)定鋼的奧氏體晶粒大小，這個(gè)晶粒度即為該鋼的本質(zhì)晶粒度。晶粒度通常分8級(jí)，在1～4級(jí)范圍內(nèi)的稱為本質(zhì)粗晶粒鋼，在5～8級(jí)范圍內(nèi)的稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，超過8級(jí)的為超細(xì)晶粒度。

圖4－5標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級(jí)示意圖

本質(zhì)晶粒度代表著鋼在加熱時(shí)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大傾向。它取決于鋼的成分及冶煉方法。用鋁脫氧的鋼以及含鈦、釩、鋯等元素的合金鋼都是本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。用硅、錳脫氧的鋼為本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼在加熱溫度超過一定限度后，晶粒也會(huì)長(zhǎng)大粗化。圖4－6所示為兩種鋼加熱時(shí)晶粒的長(zhǎng)大傾向。由圖可見，本質(zhì)粗晶粒鋼在930℃以下加熱時(shí)晶粒長(zhǎng)大的傾向小，適于進(jìn)行熱處理，所以需經(jīng)熱處理的工件，一般都用本質(zhì)細(xì)晶粒鋼制造。

圖4－6本質(zhì)細(xì)晶粒和本質(zhì)粗晶粒長(zhǎng)大傾向示意圖

（3）實(shí)際晶粒度。實(shí)際晶粒度是指在具體熱處理或熱加工條件下得到的奧氏體晶粒度，它決定鋼的性能。

2）影響奧氏體晶粒大小的因素

奧氏體晶粒越細(xì)，其冷卻產(chǎn)物的強(qiáng)度、塑性和韌性越好。影響奧氏體晶粒大小的主要因素有以下幾方面：

（1）加熱溫度和保溫時(shí)間。加熱溫度是影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大最主要的因素。奧氏體剛形成時(shí)晶粒是細(xì)小的，但隨著加熱溫度的升高，奧氏體將逐漸長(zhǎng)大。溫度越高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大越劇烈；在一定溫度下，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒越粗大。

（2）鋼的化學(xué)成分。增加奧氏體中的碳含量，將增大奧氏體的晶粒長(zhǎng)大傾向。當(dāng)鋼中含有形成穩(wěn)定碳化物、氮化物的合金元素（如鉻、釩、鈦、鎢、鉬等）時(shí)，這些碳化物和氮化物彌散分布于奧氏體晶界上，阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。而磷、錳則有加速奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向。

4.2.2鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變

熱處理工藝中，鋼在奧氏體化后，接著是進(jìn)行冷卻。冷卻條件也是熱處理的關(guān)鍵工序，它決定鋼在冷卻后的組織和性能。表4－2列出了40Cr鋼經(jīng)850℃加熱到奧氏體后，在不同冷卻條件下對(duì)其力學(xué)性能的影響。

表4－2鋼在不同冷卻條件下的力學(xué)性能

由Fe－Fe3C相圖可知，當(dāng)溫度處于臨界點(diǎn)A1以下時(shí)，奧氏體就變得不穩(wěn)定，會(huì)發(fā)生分解和轉(zhuǎn)變。但在實(shí)際冷卻過程中，處在臨界點(diǎn)以下的奧氏體并不立即發(fā)生轉(zhuǎn)變，這種在臨界點(diǎn)以下存在的奧氏體，稱為過冷奧氏體。過冷奧氏體的冷卻方式通常有兩種：

（1）等溫處理。將鋼迅速冷卻到臨界點(diǎn)以下的給定溫度進(jìn)行保溫，使其在該溫度下恒溫轉(zhuǎn)變，如圖4－1中的曲線1所示。

（2）連續(xù)冷卻。將鋼以某種速度連續(xù)冷卻，使其在臨界點(diǎn)以下變溫連續(xù)轉(zhuǎn)變，如圖4－1中的曲線2所示。

1．過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變曲線（TTT曲線，或稱C曲線）

從鐵碳相圖可知，當(dāng)溫度在A1以上時(shí)，奧氏體是穩(wěn)定且能長(zhǎng)期存在的。當(dāng)溫度降到A1以下后，奧氏體即處于過冷狀態(tài)，這種奧氏體稱為過冷奧氏體（過冷A）。過冷奧氏體是不穩(wěn)定的，它會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌慕M織。鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變，實(shí)質(zhì)上是過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變。等溫冷卻轉(zhuǎn)變就是把奧氏體迅速冷卻到Ar1以下某一溫度后保溫，待其轉(zhuǎn)變完成后再冷到室溫的一種冷卻方式，這是研究過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的基本方法。

1）共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變

共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變過程和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物可用其等溫轉(zhuǎn)變曲線（TTT曲線）來分析（圖4-7）。過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線表明過冷奧氏體轉(zhuǎn)變所得組織和轉(zhuǎn)變量與溫度和轉(zhuǎn)變時(shí)間之間的關(guān)系，是鋼在不同溫度下的等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線(圖4-7（a）)的基礎(chǔ)上測(cè)定的。即將各溫度下的轉(zhuǎn)變開始時(shí)間和終了時(shí)間標(biāo)注在溫度-時(shí)間坐標(biāo)系中，并分別把開始點(diǎn)和終了點(diǎn)連成兩條曲線，得到轉(zhuǎn)變開始線和轉(zhuǎn)變終了線，如圖4-7（b）所示。根據(jù)曲線的形狀一般也將其稱為C曲線。

圖4-7共析鋼等溫轉(zhuǎn)變圖(C曲線）(a)不同溫度下的等溫動(dòng)力學(xué)轉(zhuǎn)變曲線；（b)等溫轉(zhuǎn)變圖(C曲線）在C曲線的下面還有兩條水平線：Ms線和Mf線，它們分別為過冷奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變（低溫轉(zhuǎn)變）的開始溫度線（以Ms表示）和終了溫度線（以Mf表示）。

由共析鋼的C曲線可以看出，在A1以上是穩(wěn)定區(qū)奧氏體，它不發(fā)生轉(zhuǎn)變，能長(zhǎng)期存在。在A1以下，奧氏體不穩(wěn)定，要發(fā)生轉(zhuǎn)變，但在轉(zhuǎn)變之前奧氏體要有一段穩(wěn)定存在的時(shí)間（處于過冷狀態(tài)），這段時(shí)間稱為過冷奧氏體的孕育期，也就是奧氏體從過冷到轉(zhuǎn)變開始的時(shí)間。孕育期的長(zhǎng)短反映了過冷奧氏體穩(wěn)定性的大小。在曲線的“鼻尖”處（約550℃）孕育期最短，過冷奧氏體穩(wěn)定性最小。“鼻尖”將曲線分為兩部分：“鼻尖”以上的部分隨著溫度下降（即過冷度增大），孕育期變短，轉(zhuǎn)變速度加快；

“鼻尖”以下的部分隨著溫度下降（即過冷度增大），孕育期增長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度就變慢。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變速度隨溫度變化的規(guī)律是由兩種因素造成的。一個(gè)是轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力（即奧氏體與轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的自由能差ΔG)，它隨溫度的降低而增大，從而加快轉(zhuǎn)變速度；另一個(gè)是原子的擴(kuò)散能力（擴(kuò)散系數(shù)D），溫度越低，原子的擴(kuò)散能力就越弱，使轉(zhuǎn)變速度變慢。因此，在“鼻尖”點(diǎn)以上的溫度，原子擴(kuò)散能力較大，主要影響因素是驅(qū)動(dòng)力（ΔG）；而在550℃以下的溫度，雖然驅(qū)動(dòng)力足夠大，但原子的擴(kuò)散能力下降，此時(shí)的轉(zhuǎn)變速度主要受原子擴(kuò)散速度的制約，使轉(zhuǎn)變速度變慢。所以在550℃時(shí)的轉(zhuǎn)變條件最佳，轉(zhuǎn)變速度最快。

2）非共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變

亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線見圖4-8（以45鋼為例）。與共析鋼C曲線不同的是，在其上方多了一條過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的轉(zhuǎn)變開始線。亞共析鋼隨著含碳量的減少，C曲線位置往左移，同時(shí)Ms、Mf線往上移；隨著含碳量的增加，C曲線位置往右移，同時(shí)Ms、Mf線往下移。亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程與共析鋼的相類似。只是在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)過冷奧氏體將先有一部分轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體F，剩余的過冷奧氏體再轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織。如45鋼過冷奧氏體在650～600℃等溫轉(zhuǎn)變后，其產(chǎn)物為鐵素體F和索氏體S。

圖4-8

45鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線

過共析鋼過冷奧氏體的C曲線見圖4-9（以T12鋼為例）。C曲線的上部為過冷A中析出二次滲碳體（Fe3CⅡ）開始線。在一般熱處理加熱條件下，過共析鋼隨著含碳量的增加，C曲線位置往左移，同時(shí)Ms、Mf線往下移；隨著含碳量的減少，C曲線位置往右移，同時(shí)Ms、Mf線往上移。

過共析鋼的過冷奧氏體在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，將先析出Fe3CⅡ，剩余的過冷奧氏體再轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織。如T10鋼過冷A在A1～650℃等溫轉(zhuǎn)變后，將得到Fe3CⅡ+珠光體P。

圖4-9

T10鋼過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線

2.過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能

根據(jù)過冷奧氏體在不同溫度下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的不同，可將其分為三種不同類型的轉(zhuǎn)變：A1至C曲線“鼻尖”區(qū)間的高溫轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物珠光體，所以又稱為珠光體轉(zhuǎn)變；C曲線“鼻尖”至Ms線區(qū)間的中溫轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為貝氏體，所以又稱為貝氏體轉(zhuǎn)變；在Ms線以下區(qū)間的低溫轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體，所以又稱為馬氏體轉(zhuǎn)變。

1）珠光體型轉(zhuǎn)變——高溫轉(zhuǎn)變（A1～550℃）

共析成分的奧氏體過冷到珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)等溫停留時(shí)，將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，形成珠光體。珠光體轉(zhuǎn)變可寫成如下的共析反應(yīng)式：

γ→α+Fe3C0.77%C0.0218%C6.69%C面心立方體心立方復(fù)雜斜方

可見，珠光體轉(zhuǎn)變是一個(gè)由單相固溶體分解為成分和晶格都截然不同的兩相混合組織，因此，轉(zhuǎn)變時(shí)必須進(jìn)行碳的重新分布和鐵的晶格重構(gòu)。這兩個(gè)過程是依靠碳原子和鐵原子的擴(kuò)散來完成的，所以珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。

（1）珠光體的形成。

奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變是一種擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，也是由形核和核心長(zhǎng)大，并通過原子擴(kuò)散和晶格重構(gòu)的過程來完成的。圖4-10示出片狀珠光體的等溫形成過程。首先，新相的晶核優(yōu)先在奧氏體的晶界處形成，然后向晶粒內(nèi)部長(zhǎng)大。同時(shí)，又不斷有新的晶核形成和長(zhǎng)大。每個(gè)晶核發(fā)展成一個(gè)珠光體領(lǐng)域，其片層大致平行。這樣不斷交替地形核長(zhǎng)大直到各個(gè)珠光體領(lǐng)域相互接觸，奧氏體全部消失，轉(zhuǎn)變即完成。

圖4-10共析鋼奧氏體向珠光體等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖

珠光體形核需要一定的能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏和濃度起伏。在奧氏體晶界處，同時(shí)出現(xiàn)這三種起伏的幾率比晶粒內(nèi)部大得多，所以珠光體晶核總是優(yōu)先在奧氏體晶界處形成。如果奧氏體中有未溶碳化物顆粒存在，這些碳化物顆粒便可作為現(xiàn)成的晶核而長(zhǎng)大。

關(guān)于珠光體的形成機(jī)理有兩種不同的說法：一種是“分片形成機(jī)理”；另一種是“分枝形成機(jī)理”?，F(xiàn)簡(jiǎn)要介紹如下。

分片形成機(jī)理如圖4-11所示。假定形成珠光體的領(lǐng)先相是滲碳體，首先在奧氏體晶界上形成一個(gè)Fe3C晶核。由于滲碳體的含碳量（wC=6.69%）比奧氏體（wC=0.77%）高得多，因此它的形成和長(zhǎng)大必然要從周圍的奧氏體中吸收碳原子才能長(zhǎng)大，這樣就造成附近的奧氏體局部貧碳，為形成鐵素體（F）創(chuàng)造了條件，于是鐵素體晶核在滲碳體兩側(cè)通過晶格改組形成，即形成一個(gè)珠光體晶核。而在鐵素體長(zhǎng)大的過程中，不斷向周圍奧氏體排出碳，形成局部富碳區(qū)，又促進(jìn)了另一片滲碳體的形成，隨即向晶粒內(nèi)部長(zhǎng)大。珠光體的縱向長(zhǎng)大是依靠Fe3C片和鐵素體片的向前增長(zhǎng)，橫向長(zhǎng)大則是依靠?jī)烧叩慕惶嫘魏伺c增厚而進(jìn)行的。Fe3C片的側(cè)向增厚使相鄰?qiáng)W氏體貧碳，促使鐵素體形核；鐵素體側(cè)向增厚又使相鄰?qiáng)W氏體富碳，促使Fe3C的形核。所以，在長(zhǎng)大過程中，鐵素體和Fe3C相互促進(jìn)又相互制約，結(jié)果就形成了片層相間的兩相混合物。其中，鐵素體是連成一體的基體相，F(xiàn)e3C則是分散相，一片一片地平行分布在鐵素體中，成為片狀珠光體。圖4-11珠光體分片形成機(jī)理示意圖

分枝形成機(jī)理如圖4-12所示。首先在奧氏體晶界上形成Fe3C晶核，然后向晶粒內(nèi)部長(zhǎng)大。長(zhǎng)大時(shí)，主要依靠Fe3C片地不斷分枝，平行長(zhǎng)大。Fe3C片分枝長(zhǎng)大的同時(shí)，使相鄰?qiáng)W氏體貧碳，促使鐵素體在其側(cè)面隨之長(zhǎng)大，結(jié)果也形成片層相間的兩相混合物。Fe3C片的分枝主要發(fā)生在根部，在片的中間部分也可能分枝。分枝處不一定是片狀連接，而可能是由片的某一點(diǎn)分枝，連接處很小，因此在金相試樣表面上容易恰好切剖到Fe3C片的分枝處，因而誤認(rèn)為Fe3C是一片一片孤立形成的。實(shí)際上，由一個(gè)晶核發(fā)展起來的珠光體領(lǐng)域中，F(xiàn)e3C片是連接在一起的一個(gè)單晶體，鐵素體片也是一個(gè)連在一起的單晶體。近年來,利用掃描電子顯微鏡深入研究表明，過去認(rèn)為是分片孤立形成的片狀組織、針狀組織或柱狀組織，實(shí)際上都是以分枝機(jī)理形成的。所以，珠光體的分枝形成機(jī)理可能是比較符合實(shí)際的。

圖4-12珠光體分枝形成機(jī)理示意圖

2）珠光體的組織和性能。

珠光體是鐵素體和滲碳體的共析混合物。根據(jù)共析滲碳體的形狀，珠光體分為片狀珠光體和粒狀珠光體兩種。高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物都是片層相間的珠光體，但由于轉(zhuǎn)變溫度不同，原子擴(kuò)散能力及驅(qū)動(dòng)力不同，其片層間距差別很大，一般轉(zhuǎn)變溫度愈低，層間距愈小，共析滲碳體愈小。根據(jù)共析滲碳體的大小，習(xí)慣上把珠光體型組織分為珠光體、索氏體（細(xì)珠光體）和屈氏體（極細(xì)珠光體）三種，如圖4-13所示。在光學(xué)顯微鏡下，放大400倍以上便能看清珠光體，放大1000倍以上便能看清索氏體，而要看清屈氏體的片層結(jié)構(gòu)，必須用電子顯微鏡放大幾千倍以上。

需指出的是，珠光體（P）、索氏體（S）和屈氏體（T）三者從組織上并沒有本質(zhì)的區(qū)別，也沒有嚴(yán)格的界限，實(shí)質(zhì)是同一種組織，只是由于滲碳體片的厚度不同，在形態(tài)上片層間距不同而已。片層間距是片狀珠光體的一個(gè)主要指標(biāo)，指珠光體中相鄰兩片滲碳體的平均距離。片層間距的大小主要取決于過冷度，而與奧氏體的晶粒度和均勻性無關(guān)。表4-3為珠光體型組織的形成溫度和性能。由表可見，轉(zhuǎn)變溫度較高即過冷度較小時(shí)，鐵、碳原子易擴(kuò)散，獲得的珠光體片層較粗大。轉(zhuǎn)變溫度越低，過冷度越大，獲得的珠光體組織就越細(xì)，片層間距越小，硬度也就越高。

圖4-13共析鋼過冷奧氏體高溫轉(zhuǎn)變組織

(a)珠光體(3800×);(b)索氏體(8000×);(c)屈氏體(8000×)表4-3珠光體型組織的形成溫度和性能

片狀珠光體的性能主要取決于片層間距，如圖4-14所示。片層間距越小，則珠光體的強(qiáng)度和硬度越高，同時(shí)塑性和韌性得以改善。這是因?yàn)?，珠光體的基體相是鐵素體，其塑性好，易變形，并主要靠滲碳體片分散在其中來強(qiáng)化，滲碳體的強(qiáng)化作用是與它本身的硬度和其相界面結(jié)構(gòu)有關(guān)。特別是后者屬于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的主要障礙，因而能提高強(qiáng)度和硬度。共析滲碳體片越厚，則片層間距越大，相界面積越小，強(qiáng)化作用也越小。同時(shí)，滲碳體越厚，越不容易變形，而容易脆裂，形成大量的微裂紋而降低了塑性和韌性。所以，珠光體的片層間距越大，則強(qiáng)度越低，塑性越差；反之,滲碳體越薄，越容易隨同鐵素體一起變形而不破脆，同時(shí)，相界面積越大，強(qiáng)度越高。這就是冷拔鋼絲必須具有索氏體組織才容易變形而不致拔斷的原因。

圖4-14共析鋼珠光體的機(jī)械性能與片層間距和轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系

2）貝氏體型轉(zhuǎn)變——中溫轉(zhuǎn)變（550℃～Ms）

共析成分的奧氏體過冷到550℃～Ms的中溫區(qū)保溫，發(fā)生奧氏體向貝氏體的等溫轉(zhuǎn)變，形成貝氏體，用符號(hào)B表示。鋼在等溫淬火過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變就是貝氏體轉(zhuǎn)變。因此，研究貝氏體的形成規(guī)律、組織與性能的特點(diǎn)，對(duì)于指導(dǎo)熱處理及合金化都具有重要的意義。

（1）貝氏體的組織和性能。

貝氏體是奧氏體在中溫區(qū)的共析產(chǎn)物，是碳化物（滲碳體）分布在過飽和碳的鐵素體基體上的兩相混合物，其組織和性能都不同于珠光體。

貝氏體的組織形態(tài)比較復(fù)雜，隨著奧氏體的成分和轉(zhuǎn)變溫度的不同而變化。在中碳鋼（45鋼）和高碳鋼（T8鋼）中具有兩種典型的貝氏體形態(tài)：一種是在550～350℃范圍內(nèi)（中溫區(qū)的上部）形成的羽毛狀的上貝氏體（B上），如圖4-15(a)、(b)所示。在上貝氏體中，過飽和鐵素體呈板條狀，在鐵素體之間，斷斷續(xù)續(xù)地分布著細(xì)條狀滲碳體，如圖4-15(c)所示。另一種是在350℃～Ms范圍內(nèi)（中溫區(qū)的下部）形成的針狀的下貝氏體（B下），如圖4-16(a)所示。在下貝氏體中，過飽和鐵素體呈針片狀，比較混亂地呈一定角度分布。在電子顯微鏡下觀察發(fā)現(xiàn)，在鐵素體內(nèi)部析出許多極細(xì)的ε-Fe2.4C小片，小片平行分布，與鐵素體片的長(zhǎng)軸呈50°～60°取向，如圖4-16(b)所示。

圖4-15上貝氏體的形態(tài)(以45鋼為例)(a)光學(xué)顯微照片(400×);(b)光學(xué)顯微照片(1300×);（c)電子顯微照片(5000×）

圖4-16下貝氏體的形態(tài)(以T8鋼為例)(a)光學(xué)顯微照片(400×);（b)電子顯微照片(12000×）

圖4-17粒狀貝氏體的形態(tài)(500×)在低碳鋼和低碳、中碳合金鋼中還出現(xiàn)一種粒狀貝氏體，如圖4-17所示。它形成于中溫區(qū)的上部，大約500℃以上的范圍內(nèi)。在粒狀貝氏體中，鐵素體呈不規(guī)則的大塊狀，上面分布著許多不規(guī)則的島狀相，它原是富碳和合金元素含量較高的小區(qū)，隨后在降溫過程中分解為鐵素體和滲碳體，有的轉(zhuǎn)變成馬氏體并含少量的殘留奧氏體，也有的以殘留奧氏體狀態(tài)一直保留下來，這取決于該島狀相的穩(wěn)定性。因此，粒狀貝氏體形態(tài)和結(jié)構(gòu)是極其復(fù)雜的。

不同的貝氏體組織其性能不同，其中以下貝氏體的性能最好，具有高的強(qiáng)度、韌性和耐磨性。圖4-18繪出了共析鋼的機(jī)械性能與等溫轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系?？梢钥闯?，越是靠近貝氏體區(qū)上限溫度形成的上貝氏體，韌性越差，硬度、強(qiáng)度越低。由于上貝氏體中的鐵素體條比較寬，抗塑性變形能力比較低，滲碳體分布在鐵素體條之間容易引起脆斷。因此，上貝氏體的強(qiáng)度較低，塑性和韌性都很差，這種組織一般不適用于機(jī)械零件。而在中溫區(qū)下部形成的下貝氏體，硬度、強(qiáng)度和韌性都很高。由于下貝氏體組織中的針狀鐵素體細(xì)小且無方向性，碳的過飽和度大，碳化物分布均勻，彌散度大，所以它的強(qiáng)度和硬度高(50～60HRC)，并且具有良好的塑性和韌性。因此，許多機(jī)械零件常選用等溫淬火熱處理，就是為了得到綜合力學(xué)性能較好的下貝氏體組織。

圖4-18共析鋼的機(jī)械性能與等溫轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系

2）貝氏體的形成過程。

在中溫轉(zhuǎn)變區(qū)，由于轉(zhuǎn)變溫度低，過冷度大，因此只有碳原子有一定的擴(kuò)散能力（鐵原子不擴(kuò)散），這種轉(zhuǎn)變屬于半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。在這個(gè)溫度下，有一部分碳原子在鐵素體中已不能析出，形成過飽和的鐵素體，碳化物的形成時(shí)間增長(zhǎng)，滲碳體已不能呈片狀析出。因此，轉(zhuǎn)變前的孕育期和進(jìn)行轉(zhuǎn)變的時(shí)間都隨溫度的降低而延長(zhǎng)。

上貝氏體的形成機(jī)理如圖4-19所示。首先在奧氏體晶界碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低的地方形成鐵素體晶核，然后向晶內(nèi)沿一定方向成排長(zhǎng)大。上貝氏體形成于中溫區(qū)上部，碳原子有一定的擴(kuò)散能力，鐵素體片長(zhǎng)大時(shí)，它能從鐵素體中擴(kuò)散出去，使周圍的奧氏體富碳。當(dāng)鐵素體片間的奧氏體的碳達(dá)到一定濃度時(shí)，便從中析出小條狀或小片狀滲碳體，且斷續(xù)地分布在鐵素體片之間，形成羽毛狀的上貝氏體。

圖4-19上貝氏體的形成機(jī)理示意圖

下貝氏體的形成機(jī)理如圖4-20所示。鐵素體晶核首先在奧氏體晶界、孿晶界或晶內(nèi)某些畸變較大的地方生成，然后沿奧氏體的一定方向呈針狀長(zhǎng)大。由于下貝氏體轉(zhuǎn)變溫度較低，碳原子擴(kuò)散能力較小，已不能長(zhǎng)距離穿過鐵素體擴(kuò)散，只能在鐵素體中沿一定晶面以細(xì)碳化物粒子的形式析出。在光學(xué)顯微鏡下，下貝氏體為黑色針狀組織，很像回火馬氏體。

圖4-20下貝氏體的形成機(jī)理示意圖

3）馬氏體型轉(zhuǎn)變——低溫轉(zhuǎn)變（Ms～Mf）

冷過冷奧氏體以某一冷卻速度（大于臨界冷卻速度vk）冷卻到Ms點(diǎn)以下（230℃）時(shí)，將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（M）。與珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變不同，馬氏體轉(zhuǎn)變不能在恒溫下完成，而是在Ms～Mf之間的一個(gè)溫度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻完成。由于轉(zhuǎn)變溫度很低，鐵和碳原子都失去了擴(kuò)散能力，因此馬氏體轉(zhuǎn)變屬于非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。

（1）馬氏體的形成。馬氏體的形成也存在一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過程。馬氏體晶核一般在奧氏體晶界、孿晶界、滑移面或晶內(nèi)晶格畸變較大的地方形成。因?yàn)檗D(zhuǎn)變溫度低，鐵、碳原子不能擴(kuò)散，而轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力極大，所以馬氏體是以一種特殊的方式即共格切變的方式形成并瞬時(shí)長(zhǎng)大到最終尺寸。所謂共格切變，是指沿著奧氏體的一定晶面，鐵原子集體地、不改變相互位置關(guān)系地移動(dòng)一定的距離（不超過一個(gè)原子間距），并隨即進(jìn)行輕微的調(diào)整，將面心立方晶格改組成體心立方晶格（圖4-21）。碳原子原地不動(dòng)留在新組成的晶胞中，由于溶解度的不同，鋼中的馬氏體含碳總是過飽和的，這些碳原子溶于新組成晶格的間隙位置，使軸伸長(zhǎng)，增大其正方度c/a，形成體心正方晶格，如圖4-22所示。馬氏體碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，其正方度c/a越大。馬氏體就是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。過飽和碳使α-Fe的晶格發(fā)生很大畸變，產(chǎn)生很強(qiáng)的固溶強(qiáng)化。

圖4-21馬氏體晶胞與母相奧氏體的關(guān)系

圖4-22馬氏體晶格示意圖

在馬氏體形核與長(zhǎng)大過程中，馬氏體和奧氏體的界面始終保持共格關(guān)系，即界面上的原子為兩相共有，其排列方式是既屬于馬氏體晶格也屬于奧氏體晶格，同時(shí)依靠奧氏體晶格中產(chǎn)生彈性應(yīng)變來維持這種關(guān)系。當(dāng)馬氏體片長(zhǎng)大時(shí)，這種彈性變形就急劇增加，一旦與其相應(yīng)的應(yīng)力超過奧氏體的彈性極限，就會(huì)發(fā)生塑性變形，從而破壞其共格關(guān)系，使馬氏體長(zhǎng)大到一定尺寸就立即停止。

2）馬氏體的組織形態(tài)與特點(diǎn)。

馬氏體的形態(tài)一般分為板條和片狀（或針狀）兩種。馬氏體的組織形態(tài)與鋼的成分、原始奧氏體晶粒的大小以及形成條件等有關(guān)。奧氏體晶粒愈粗，形成的馬氏體片愈粗大；反之，形成的馬氏體片就愈細(xì)小。在實(shí)際熱處理加熱時(shí)得到的奧氏體晶粒非常細(xì)小，淬火得到的馬氏體片也非常細(xì)，以致于在光學(xué)顯微鏡下看不出馬氏體晶體形態(tài)，這種馬氏體也稱為隱晶馬氏體。

馬氏體的形態(tài)主要取決于奧氏體的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)。圖4-

23表明，碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.6%以下時(shí)，基本上是板條馬氏體；碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.25%時(shí)，為典型的板條馬氏體；碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于1.0%時(shí)，幾乎全是片狀馬氏體；碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.25%～1.0%之間時(shí)，是板條狀和片狀兩種馬氏體的混合組織。

圖4-23馬氏體形態(tài)與含碳量的關(guān)系

板條馬氏體又稱為低碳馬氏體，在光學(xué)顯微鏡下它是一束束尺寸大致相同并幾乎平行排列的細(xì)板條組織。馬氏體板條束之間的角度較大，如圖4-24（a）所示;在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)，可以形成不同位向的許多馬氏體區(qū)（共格切變區(qū)），如圖4-24（b）所示；高倍透射電鏡觀察表明，在板條馬氏體內(nèi)有大量位錯(cuò)纏結(jié)的亞結(jié)構(gòu)，所以板條馬氏體也稱為位錯(cuò)馬氏體。

圖4-24低碳馬氏體的組織形態(tài)(a)顯微組織（500×）；(b)板條馬氏體組織示意圖

片狀馬氏體又稱為高碳馬氏體，在光學(xué)顯微鏡下呈針狀、竹葉狀或雙凸透鏡狀，在空間形同鐵餅。馬氏體片多在奧氏體晶體內(nèi)形成，一般不穿越奧氏體晶界，并限制在奧氏體晶粒內(nèi)。最先形成的馬氏體片較粗大，往往橫貫整個(gè)奧氏體晶粒，并將其分割。隨后形成的馬氏體片受到限制只能在被分割了的奧氏體中形成，因而馬氏體片愈來愈細(xì)小。相鄰的馬氏體片之間一般互不平行，而是互成一定角度排列（60°或120°），如圖4-25（a）所示。最先形成的馬氏體容易被腐蝕，顏色較深。完全轉(zhuǎn)變后的馬氏體為大小不同，分布不規(guī)則，顏色深淺不一的針片狀組織，如圖4-25（b）所示。高倍透射電鏡觀察表明，馬氏體片內(nèi)有大量細(xì)孿晶帶的亞結(jié)構(gòu)，所以片狀馬氏體也稱為孿晶馬氏體。

圖4-25高碳馬氏體的組織形態(tài)(a)顯微組織（400×）；(b)針狀馬氏體組織示意圖

圖4-26馬氏體的硬度與其碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的關(guān)系

3）馬氏體的性能。

馬氏體的強(qiáng)度和硬度主要取決于馬氏體的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)，如圖4-26所示。由圖可見，在碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.5%的范圍內(nèi)，馬氏體的硬度隨著碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)升高而急劇增大。碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的低碳馬氏體便可達(dá)到50HRC的硬度；碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)提高到0.4%，硬度就能達(dá)到60HRC左右。研究表明，對(duì)于要求高硬度、耐磨損和耐疲勞的工件，淬火馬氏體的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%～0.6%最為適宜；對(duì)于要求強(qiáng)韌性高的工件，馬氏體碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.2%左右為宜。

馬氏體中的合金元素對(duì)其硬度影響不大，但可提高強(qiáng)度。所以，碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)相同的碳素鋼與合金鋼淬火后，其硬度相差很小，但合金鋼的強(qiáng)度顯著高于碳素鋼。導(dǎo)致馬氏體強(qiáng)化的原因主要有以下幾方面：

①碳對(duì)馬氏體的固溶強(qiáng)化作用。由于碳造成晶格的正方畸變，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，因而造成強(qiáng)化與硬化。

②馬氏體的亞結(jié)構(gòu)對(duì)強(qiáng)化和硬化的作用。條狀馬氏體中的高密度位錯(cuò)網(wǎng)與片狀馬氏體中的微細(xì)孿晶，都會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，造成強(qiáng)化和硬化。

③馬氏體形成后，碳及合金元素向位錯(cuò)和其他晶體缺陷處偏聚或析出，使位錯(cuò)難以運(yùn)動(dòng)，從而造成時(shí)效硬化。

④馬氏體條或馬氏體片的尺寸越小，則馬氏體的強(qiáng)度越高，這實(shí)質(zhì)上是由于相界面阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而造成的，屬于界面結(jié)構(gòu)強(qiáng)化。

由于馬氏體是含碳過飽和的固溶體，其晶格畸變嚴(yán)重歪扭，且內(nèi)部又存在大量的位錯(cuò)或?qū)\晶亞結(jié)構(gòu)，因此在各種強(qiáng)化因素綜合作用后，其硬度和強(qiáng)度大幅度提高，而塑性、韌度急劇下降。碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)愈高，強(qiáng)化作用愈顯著。

馬氏體的塑性和韌性主要取決于它的亞結(jié)構(gòu)。片狀馬氏體中的微細(xì)孿晶不利于滑移，使其脆性增大。條狀馬氏體中的高密度位錯(cuò)是不均勻分布的，存在低密度區(qū)，這為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提供了條件，因此仍具有相當(dāng)好的韌性。

此外，高碳片狀馬氏體的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)高，晶格的正方畸變嚴(yán)重，淬火應(yīng)力較大，也使得塑性降低而脆性增大；同時(shí)，片狀馬氏體中存在許多顯微裂紋，其內(nèi)部的微細(xì)孿晶破壞了滑移系，這些也都使其脆性增大，因此，片狀馬氏體的塑性和韌性都很差。隱晶馬氏體的韌性比高碳片狀馬氏體的好。故片狀馬氏體的性能特點(diǎn)是硬而脆。

低碳條狀馬氏體則不然。由于碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)低，再加上自回火，因此晶格正方度很?。ㄌ嫉倪^飽和度小）或沒有，淬火應(yīng)力很小，不存在顯微裂紋，而且其亞結(jié)構(gòu)為分布不均勻的位錯(cuò)，低密度的位錯(cuò)區(qū)為位錯(cuò)提供了活動(dòng)余地。這些都使得條狀馬氏體的韌性相當(dāng)好。同時(shí)，其強(qiáng)度和硬度也足夠高。所以板條馬氏體具有高的強(qiáng)韌性，并得到了廣泛的應(yīng)用。

例如，含碳0.10%～0.25%的碳素鋼及合金鋼淬火形成條狀馬氏體的性能大致為：σb=(100～150)×107N/m2，σ0.2=(80～130)×107N/m2，35～50HRC，δ=9%～17%，ψ=40%～65%，ak=60～180J/cm2。

共析碳鋼淬火形成的片狀馬氏體的性能為：σb=230×107N/m2，σ0.2=200×107N/m2，900HV，δ≈1%，ψ=30%，ak≈10J/cm2。（4）馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)。馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)體現(xiàn)在以下幾方面：

①奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變是非擴(kuò)散型相變，是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。過飽和的碳在鐵中造成很大的晶格畸變，產(chǎn)生很強(qiáng)的固溶強(qiáng)化效應(yīng)，使馬氏體具有很高的硬度。馬氏體中含碳越多，其硬度越高。

②馬氏體以極快的速度（小于10-7m/s）形成。過冷奧氏體在Ms點(diǎn)以下瞬間形核并長(zhǎng)大成馬氏體，轉(zhuǎn)變是在Ms～Mf范圍內(nèi)連續(xù)降溫的過程中進(jìn)行的，即隨著溫度的降低不斷有新的馬氏體形核并瞬間長(zhǎng)大。停止降溫，馬氏體的增長(zhǎng)也停止。由于馬氏體的形成速度很快，后形成的馬氏體會(huì)沖擊先形成的馬氏體，從而造成微裂紋，使馬氏體變脆，這種現(xiàn)象在高碳鋼中尤為嚴(yán)重。

③馬氏體轉(zhuǎn)變是不完全的，總要?dú)埩羯倭繆W氏體。殘留奧氏體的質(zhì)量分?jǐn)?shù)與馬氏體點(diǎn)（Ms和Mf）的位置有關(guān)。由圖4-23可知，隨奧氏體中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，Ms和Mf點(diǎn)降低，碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.5%以上時(shí)，Mf點(diǎn)已降至室溫以下，這時(shí)奧氏體即使冷至室溫也不能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，被保留下來的奧氏體稱為殘留奧氏體（A′）。殘留奧氏體量隨碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加而增加。有時(shí)為了減少淬火至室溫后鋼中保留的殘留奧氏體量，可將其連續(xù)冷到零度以下（通常冷到-78℃或該鋼的Mf點(diǎn)以下）進(jìn)行處理，這種工藝稱為冷處理。另外，已生成的馬氏體對(duì)未轉(zhuǎn)變的奧氏體產(chǎn)生大的壓應(yīng)力，這也使得馬氏體轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，而總要保留一部分不能轉(zhuǎn)變的（殘留）奧氏體。④馬氏體形成時(shí)體積膨脹。奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)，晶格由面心立方轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心正方晶格，結(jié)果使馬氏體的體積增大，這在鋼中造成很大的內(nèi)應(yīng)力。同時(shí)，形成的馬氏體對(duì)殘留奧氏體會(huì)施加大的壓應(yīng)力，在鋼中引起較大的淬火應(yīng)力，嚴(yán)重時(shí)將導(dǎo)致淬火工件的變形和開裂。

3．影響C曲線的因素

1）碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)

亞共析鋼和過共析鋼的C曲線如圖4-8和圖4-9所示。與共析鋼（圖4-7）相比，其C曲線的“鼻尖”上部區(qū)域分別多一條先共析鐵素體和滲碳體的析出線，它表示非共析鋼在過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w前，有先共析相析出。

在一般熱處理加熱條件下，亞共析碳鋼的C曲線隨著碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而向右移，過共析碳鋼的C曲線隨著碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而向左移。所以在碳鋼中，以共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右邊。

2)合金元素除了鈷以外，其他所有的合金元素溶入奧氏體中都增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移。其中非碳化物形成元素或弱碳化物形成元素（如硅、鎳、銅、錳等），只改變C曲線的位置，即使C曲線的位置右移，不改變其形狀（圖4-27（a））。而碳化物形成元素（如鉻、鉬、鎢、釩、鈦等），因?qū)χ楣怏w轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變推遲作用的影響不同，不僅使C曲線的位置發(fā)生變化，而且使其形狀發(fā)生改變，產(chǎn)生兩個(gè)“鼻子”，整個(gè)C曲線分裂成上下兩條。上面的為轉(zhuǎn)變珠光體的C曲線；下面的為轉(zhuǎn)變貝氏體的C曲線。兩條曲線之間有一個(gè)過冷奧氏體的亞穩(wěn)定區(qū)，如圖4-27（a）、（c）所示。需要指出的是，合金元素只有溶入奧氏體后，才能增強(qiáng)過冷奧氏體的穩(wěn)定性，而未溶的合金化合物因有利于奧氏體的分解，則降低過冷奧氏體的穩(wěn)定性。

圖4-27合金元素對(duì)碳鋼C曲線的影響(a)Ni的影響；(b)Cr的影響；(c)W的影響

3）加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度愈高，保溫時(shí)間愈長(zhǎng)，碳化物溶解得愈完全，奧氏體的成分愈均勻，同時(shí)晶粒愈大，晶界面積愈小。這一切都有利于降低奧氏體分解時(shí)的形核率，增長(zhǎng)轉(zhuǎn)變的孕育期，從而有利于過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線向右移。

4.２.3過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變

1.共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變

1）共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT曲線）

連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線是用實(shí)驗(yàn)方法測(cè)定的。將一組試樣加熱到奧氏體狀態(tài)后，以不同冷卻速度連續(xù)冷卻，測(cè)出其奧氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和終了點(diǎn)的溫度和時(shí)間，并在溫度-時(shí)間（對(duì)數(shù)）坐標(biāo)系中，分別連接不同冷卻速度的開始點(diǎn)和終了點(diǎn)，即可得到連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，也稱CCT曲線。圖4-28為共析鋼的CCT曲線，圖中Ps和Pf分別為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織的開始線和終了線，兩線之間為轉(zhuǎn)變的過渡區(qū)，KK′線為過冷A轉(zhuǎn)變的終止線，當(dāng)冷卻到達(dá)此線時(shí)，過冷奧氏體便終止向珠光體的轉(zhuǎn)變，一直冷到Ms點(diǎn)又開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，不發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，因而共析鋼在連續(xù)冷卻過程中沒有貝氏體組織出現(xiàn)。

圖4-28共析鋼的CCT曲線

由CCT曲線圖可知，共析鋼以大于vk的速度冷卻時(shí)，由于遇不到珠光體轉(zhuǎn)變線，得到的組織全部為馬氏體，這個(gè)冷卻速度稱為上臨界冷卻速度。vk愈小，鋼越容易得到馬氏體。冷卻速度小于vk′時(shí)，鋼將全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，vk′稱為下臨界冷卻速度。vk′愈小，退火所需的時(shí)間愈長(zhǎng)。冷卻速度在vk～vk′之間（如油冷），在到達(dá)KK′線之前，奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，從KK′線到Ms點(diǎn)，剩余奧氏體停止轉(zhuǎn)變，直到Ms點(diǎn)以下，才開始馬氏體轉(zhuǎn)變。到Mf點(diǎn)后馬氏體轉(zhuǎn)變完成，得到的組織為M+T，若冷卻Ms到Mf之間，則得到的組織為M+T+A′。

2）轉(zhuǎn)變過程及產(chǎn)物

現(xiàn)用共析鋼的等溫轉(zhuǎn)變曲線來分析過冷A轉(zhuǎn)變過程和產(chǎn)物。如圖4-29中，以緩慢速度v1冷卻時(shí)，相當(dāng)于爐冷（退火），過冷A轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體，其轉(zhuǎn)變溫度較高，珠光體呈粗片狀，硬度為170～220HB。以稍快速度v2冷卻時(shí)，相當(dāng)于空冷（正火），過冷A轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為索氏體，為細(xì)片狀組織，硬度為25～35HRC。以較快速度v4冷卻時(shí)，相當(dāng)于油冷，過冷A轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為屈氏體、馬氏體和殘余奧氏體，硬度為45～55HRC。以很快的速度v5冷卻時(shí)，相當(dāng)于水冷，過冷A轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體和殘留奧氏體。

圖4-29共析鋼的C曲線和CCT曲線的比較及轉(zhuǎn)變組織

3）CCT曲線和C曲線的比較和應(yīng)用

將相同條件奧氏體冷卻測(cè)得的共析鋼CCT曲線和C曲線疊加在一起，就得到圖4-29所示曲線，其中虛線為連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。從圖中可以看出，CCT曲線稍微靠右靠下一點(diǎn)，表明連續(xù)冷卻時(shí)，過冷奧氏體的穩(wěn)定性增加，奧氏體完成珠光體轉(zhuǎn)變的溫度更低，時(shí)間更長(zhǎng)。根據(jù)實(shí)驗(yàn)，等溫轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度大約是連續(xù)冷卻的1.5倍。另外，共析鋼過冷A在連續(xù)冷卻過程中，沒有貝氏體轉(zhuǎn)變過程，即得不到貝氏體組織，只有等溫冷卻才能得到。

連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線能準(zhǔn)確地反映在不同冷卻速度下，轉(zhuǎn)變溫度、時(shí)間及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物之間的關(guān)系，可直接用于制定熱處理工藝規(guī)范。一般手冊(cè)中給出的CCT曲線中除有曲線的形狀及位置外，還給出某鋼在幾種不同冷卻速度時(shí)，所經(jīng)歷的各種轉(zhuǎn)變以及應(yīng)得到的組織和性能（硬度），同時(shí)，還可以清楚地知道該鋼的臨界冷卻速度等。這是制定淬火方法和選擇淬火介質(zhì)的重要依據(jù)。和CCT曲線相比，C曲線更容易測(cè)定，并可以用其制定等溫退火、等溫淬火等熱處理工藝規(guī)范。目前有關(guān)于C曲線的資料比較充分，而有關(guān)于CCT曲線的資料則仍然缺乏，因此一般利用C曲線來分析連續(xù)轉(zhuǎn)變的過程和產(chǎn)物，并估算連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能。在分析時(shí)要注意C曲線和CCT曲線的上述一些差異。

2.非共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變

圖4-30表示了亞共析鋼過冷A的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程和產(chǎn)物。與共析鋼不同的是，亞共析鋼過冷A在高溫時(shí)有一部分將轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，亞共析鋼過冷A在中溫轉(zhuǎn)變區(qū)會(huì)有很少量貝氏體（B上）產(chǎn)生。如油冷的產(chǎn)物為F+T+B上+M，但F和B上轉(zhuǎn)變量少，有時(shí)也可忽略。

圖4-30亞共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變

4.3鋼的熱處理工藝

熱處理是將金屬或合金在固態(tài)下經(jīng)過加熱、保溫和冷卻三個(gè)步驟，以改變其整體或表面的組織，從而獲得所需性能的一種工藝。因此，熱處理工藝過程可以用溫度-時(shí)間關(guān)系曲線概括地表達(dá)，如圖4-1所示。這種曲線稱之為熱處理工藝曲線。

通過熱處理可以充分發(fā)揮材料性能的潛力，調(diào)整材料的工藝性能和使用性能，滿足機(jī)械零件在加工和使用過程中對(duì)性能的要求，所以凡是重要的機(jī)械零部件都需要進(jìn)行熱處理。根據(jù)所要求的性能不同，熱處理的類型有多種，但其工藝都包括加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段。按照應(yīng)用特點(diǎn)，常用的熱處理工藝可大致分為以下幾類：

(1)普通熱處理。包括退火、正火、淬火和回火等。

(2)表面熱處理和化學(xué)熱處理。表面熱處理包括感應(yīng)加熱淬火、火焰加熱淬火和電接觸加熱淬火等；化學(xué)熱處理包括滲碳、滲氮、碳氮共滲、滲硼、滲硫、滲鋁、滲鉻等。

(3)其他熱處理。包括可控氣氛熱處理、真空熱處理和形變熱處理等。

鋼的熱處理工藝還可以大致分為預(yù)先熱處理和最終熱處理兩類，鋼的淬火、回火和表面熱處理，能使鋼滿足使用條件下的性能要求，一般稱為最終熱處理；而鋼的退火與正火，往往是熱處理的最初工序，一般稱為預(yù)先熱處理，但對(duì)于一些性能要求不高的零件，也常以退火，特別是正火作為最終熱處理。

熱處理工藝可以是零件加工過程中的一個(gè)中間工序，如改善鑄、鍛、焊毛坯組織的退火或正火；降低這些毛坯的硬度、改善切削加工性能的球化退火熱處理也可以是使工件性能達(dá)到規(guī)定技術(shù)指標(biāo)的最終工序，如淬火＋回火。由此可見，熱處理工藝與其他工藝過程的密切關(guān)系以及在機(jī)械零件加工制造過程中的重要地位和作用。

4.3.1鋼的退火與正火

1．退火與正火的定義、目的和分類

將組織偏離平衡狀態(tài)的金屬和合金加熱到適當(dāng)?shù)臏囟?，保持一定時(shí)間，然后緩慢冷卻以達(dá)到接近平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝稱為退火。

鋼的退火一般是將鋼材或鋼件加熱到臨界溫度以上適當(dāng)溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間后緩慢冷卻，以獲得接近平衡的珠光體組織的熱處理工藝。

鋼的正火也是將鋼材或鋼件加熱到臨界溫度以上適當(dāng)溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間后以較快冷卻速度冷卻(通常為空氣中冷卻)，以獲得珠光體類型組織的熱處理工藝。

退火和正火是應(yīng)用非常廣泛的熱處理。在機(jī)器零件或工模具等工件的加工制造過程中，退火和正火經(jīng)常作為預(yù)先熱處理工序，安排在鑄造或鍛造之后、切削(粗)加工之前，用以消除前一工序所帶來的某些缺陷，為隨后的工序做組織準(zhǔn)備。例如，在鑄造或鍛造等熱加工以后，鋼件中不但存在殘余應(yīng)力，而且晶粒粗大組織不均勻，成分也有偏析，這樣的鋼件，力學(xué)性能低劣，淬火時(shí)也容易造成變形和開裂。經(jīng)過適當(dāng)?shù)耐嘶鸹蛘鹛幚砜墒逛摷慕M織細(xì)化，成分均勻，應(yīng)力消除，從而改善鋼件的力學(xué)性能并為隨后最終熱處理（淬火回火）做好組織上的準(zhǔn)備。又如，在鑄造或鍛造等熱加工以后，鋼件硬度經(jīng)常偏高或偏低，而且不均勻，這會(huì)嚴(yán)重影響切削加工。經(jīng)過適當(dāng)退火或正火處理，可使鋼件的硬度達(dá)到180～250HBS，而且比較均勻，從而改善了鋼件的切削加工性能。

綜上所述，退火和正火的主要目的大致可歸納為如下幾點(diǎn)：①調(diào)整鋼件硬度以便進(jìn)行切削加工；②消除殘余應(yīng)力，以防鋼件的變形、開裂；③細(xì)化晶粒，改善組織以提高鋼的力學(xué)性能；④為最終熱處理(淬火回火)做好組織上的準(zhǔn)備。

鋼件退火工藝種類很多，按加熱溫度可分為兩大類：一類是在臨界溫度(Ac1或Ac3)以上的退火，又稱相變重結(jié)晶退火，包括完全退火、不完全退火、均勻化退火和球化退火等；另一類是在臨界溫度以下的退火，包括軟化退火、再結(jié)晶退火及去應(yīng)力退火等。各種退火的加熱溫度范圍和工藝曲線如圖4-31所示。保溫時(shí)間可參考經(jīng)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

圖4-31碳鋼各種退火和正火工藝規(guī)范示意圖(a)加熱溫度范圍；(b)工藝曲線

2．退火和正火操作及其應(yīng)用

1）退火的操作及應(yīng)用

（1）完全退火與等溫退火。

完全退火又稱重結(jié)晶退火，一般簡(jiǎn)稱為退火。這種退火主要用于亞共析的碳鋼和合金鋼的鑄、鍛件及熱軋型材，有時(shí)也用于焊接結(jié)構(gòu)。一般常作為一些不重要工件的最終熱處理或作為某些重要件的預(yù)先熱處理。

完全退火操作是將亞共析鋼工件加熱到Ac3以上30～50℃，保溫一定時(shí)間后緩慢冷卻（隨爐冷卻或埋入石灰和砂中冷卻）至500℃以下，然后在空氣中冷卻。

完全退火的“完全”是指工件被加熱到臨界點(diǎn)以上獲得完全的奧氏體組織。它的目的在于，通過完全重結(jié)晶，使熱加工造成的粗大、不均勻組織均勻化和細(xì)化；或使中碳以上的碳鋼及合金鋼得到接近平衡狀態(tài)的組織，以降低硬度、改善切削加工性能；由于冷卻緩慢，還可消除殘余應(yīng)力。

完全退火主要用于亞共析鋼，過共析鋼不宜采用，因?yàn)楫?dāng)加熱到Accm以上慢冷時(shí)，二次滲碳體會(huì)以網(wǎng)狀形式沿奧氏體晶界析出，使鋼的韌性大大下降，并可能在以后的熱處理中引起裂紋。

完全退火全過程所需時(shí)間比較長(zhǎng)，特別是對(duì)于某些奧氏體比較穩(wěn)定的合金鋼，往往需要數(shù)十小時(shí)，甚至數(shù)天的時(shí)間。如果在對(duì)應(yīng)于鋼的TTT曲線上的珠光體形成溫度進(jìn)行過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變處理，就有可能在等溫處理之后稍快地進(jìn)行冷卻，以便大大縮短整個(gè)退火的過程。這種退火方法叫做“等溫退火”。

等溫退火是將鋼件或毛坯加熱到高于Ac3(或Ac1溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間后，較快地冷卻到珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間的某一溫度，并等溫保持使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織，然后在空氣中冷卻的退火工藝。

等溫退火的目的及加熱過程與完全退火相同，但轉(zhuǎn)變較易控制，能獲得均勻的預(yù)期組織。對(duì)于奧氏體較穩(wěn)定的合金鋼，可大大縮短退火時(shí)間，一般只需完全退火的一半時(shí)間左右。

(2）球化退火。

球化退火屬于不完全退火，是使鋼中碳化物球狀化而進(jìn)行的熱處理工藝。球化退火主要用于過共析鋼，如工具鋼、滾動(dòng)軸承鋼等，其目的是使二次滲碳體及珠光體中的滲碳體球狀化（退火前先正火將網(wǎng)狀滲碳體破碎），以降低硬度，提高塑性，改善切削加工性能，以及獲得均勻的組織，改善了熱處理工藝性能，并為以后的淬火做組織準(zhǔn)備。近年來，球化退火應(yīng)用于亞共析鋼已獲得成效，使其得到最佳的塑性和較低的硬度，從而大大有利于冷擠、冷拉、冷沖壓成型加工。

球化退火的工藝是將工件加熱到Ac1±(10～20℃)保溫后等溫冷卻或緩慢冷卻。球化退火一般采用隨爐加熱，加熱溫度略高于Ac1，以便保留較多的未溶碳化物粒子或較大的奧氏體中的碳濃度分布的不均勻性，促進(jìn)球狀碳化物的形成。若加熱溫度過高，二次滲碳體易在慢冷時(shí)以網(wǎng)狀的形式析出。球化退火需要較長(zhǎng)的保溫時(shí)間來保證二次滲碳體的自發(fā)球化。保溫后隨爐冷卻，在通過Ar1溫度范圍時(shí)，應(yīng)足夠緩慢，以使奧氏體進(jìn)行共析轉(zhuǎn)變時(shí)，以未溶滲碳體粒子為核心形成粒狀滲碳體。生產(chǎn)上一般采用等溫冷卻以縮短球化退火時(shí)間。圖4-32為T12鋼兩種球化退火工藝的比較及球化退火后的組織。圖4-32（b）為T12鋼球化退火后的顯微組織，即在鐵素體基體上分布著細(xì)小均勻的球狀滲碳體。

圖4-32

T12鋼兩種球化退火工藝的比較及球化退火后的顯微組織

(a)兩種球化退火工藝的比較；(b)球化退火后的組織(500×)

（3）均勻化退火。均勻化退火又稱擴(kuò)散退火。將金屬鑄錠、鑄件或鍛坯，在略低于固相線的溫度，消除或減少化學(xué)成分偏析及顯微組織(枝晶)的不均勻性，以達(dá)到均勻化目的的熱處理工藝稱為均勻化退火。

均勻化退火是將鋼加熱到略低于固相線的溫度(1050～1150℃)下長(zhǎng)期加熱，長(zhǎng)時(shí)間保溫（10～20h），然后緩慢冷卻，以消除或減少化學(xué)成分偏析及顯微組織(枝晶)的不均勻性，從而達(dá)到均勻化的目的。主要用于鑄件凝固時(shí)要發(fā)生偏析，造成成分和組織的不均勻性。

如果是鋼錠，這種不均勻性則在軋制成鋼材時(shí)，將沿著軋制方向拉長(zhǎng)而呈方向性，最常見的如帶狀組織。低碳鋼中所出現(xiàn)的帶狀組織其特點(diǎn)為：有的區(qū)域鐵素體多，有的區(qū)域珠光體多，這兩種區(qū)域并排地沿著軋制方向排列。產(chǎn)生帶狀組織的原因是由于鍛錠中錳等合金元素（影響過冷奧氏體的穩(wěn)定性）產(chǎn)生了偏析，由于這種成分和結(jié)構(gòu)的不均勻性，需要長(zhǎng)程均勻化才能消除，因而過程進(jìn)行得很慢，不僅消耗大量的能量，且生產(chǎn)效率低，只有在必要時(shí)才使用。所以，均勻化退火多用于高合金鋼的鋼錠、鑄件和鍛坯及偏析現(xiàn)象較為嚴(yán)重的合金。均勻化退火在鑄錠開坯或鑄造之后進(jìn)行比較有效，因?yàn)榇藭r(shí)鑄態(tài)組織已被破壞，元素均勻化的障礙大為減少。

鋼件均勻化退火的加熱溫度通常選擇在Ac3或Accm以上150～300℃，根據(jù)鋼種和偏析程度而異。碳鋼一般為1100～1200℃，合金鋼一般為1200～1300℃。均勻化退火時(shí)間一般為10～15h。當(dāng)加熱溫度提高時(shí)，擴(kuò)散時(shí)間可以縮短。

因?yàn)榫鶆蚧嘶鸺訜釡囟雀?，造成晶粒粗大，所以隨后往往要經(jīng)一次完全退火或正火處理來細(xì)化晶粒。

（4）去應(yīng)力退火。去應(yīng)力退火是將工件隨爐加熱到Ac1以下某一溫度(一般是500～650℃)，保溫后緩冷（隨爐冷卻）至300～200℃以下出爐空冷。由于加熱溫度低于Ac1

，鋼在去應(yīng)力退火過程中不發(fā)生組織變化。其主要目的是消除工件在鑄、鍛、焊和切削加工、冷變形等冷熱加工過程中產(chǎn)生的殘留內(nèi)應(yīng)力，從而穩(wěn)定尺寸，減少變形。這種處理可以消除約50%～80%的內(nèi)應(yīng)力而不引起組織變化。

2）正火的操作及應(yīng)用

正火是將鋼加熱到Ac3(亞共析鋼)或Accm(過共析鋼)以上

30～50℃，保溫后在自由流動(dòng)的空氣中均勻冷卻的熱處理工藝。與退火相比，正火冷卻速度較快，目的是使鋼的組織正常化，所以亦稱?；幚?；正火轉(zhuǎn)變溫度較低，因而發(fā)生偽共析組織轉(zhuǎn)變，使組織中珠光體量增多，獲得的珠光體型組織較細(xì)，鋼的強(qiáng)度、硬度也較高。正火后的組織，通常為索氏體，對(duì)于含碳量低的亞共析碳鋼還有部分鐵素體，即為F+S；而含碳量高的過共析碳鋼則會(huì)析出一定量的碳化物，即為S+Fe3CⅡ。

正火的主要應(yīng)用有以下幾種：

（1）作為最終熱處理。

正火可細(xì)化晶粒，使組織均勻化，減少亞共析鋼中鐵素體含量，使珠光體含量增多并細(xì)化，從而提高鋼的強(qiáng)度、硬度和韌性。對(duì)于普通結(jié)構(gòu)鋼零件，當(dāng)機(jī)械性能要求不很高時(shí)，正火可作為最終熱處理使之達(dá)到一定的力學(xué)性能，在某些場(chǎng)合可以代替調(diào)質(zhì)處理。

(2）作為預(yù)先熱處理。

截面較大的合金結(jié)構(gòu)鋼件，在淬火或調(diào)質(zhì)處理（淬火加高溫回火）前常進(jìn)行正火，以消除鑄、鍛、焊等熱加工過程的魏氏組織、帶狀組織、晶粒粗大等過熱組織缺陷，并獲得細(xì)小而均勻的組織，消除內(nèi)應(yīng)力。對(duì)于過共析鋼可減少二次滲碳體量，并使其不形成連續(xù)網(wǎng)狀，為球化退火做組織準(zhǔn)備。

（3）改善切削加工性能。低、中碳鋼或低、中碳合金鋼退火后硬度太低，不便于切削加工。正火可提高其硬度，改善切削加工性，并為淬火做組織準(zhǔn)備。

3）退火與正火的選擇

由上述可知，退火和正火目的相似，它們之間的選擇可從下面幾方面加以考慮：

（1）切削加工性。一般來說，鋼的硬度為170～230HB，組織中無大塊鐵素體時(shí)，切削加上性較好。因此，對(duì)低、中碳鋼宜用正火；高碳結(jié)構(gòu)鋼、工具鋼，以及含合金元素較多的中碳合金鋼，則以退火為好。

(2）使用性能。對(duì)于性能要求不高，隨后便不再淬火回火的普通結(jié)構(gòu)件，往往可用正火來提高力學(xué)性能;但若形狀比較復(fù)雜的零件或大型鑄件，采用正火有變形和開裂的危險(xiǎn)時(shí)，則用退火。如從減少淬火變形和開裂傾向考慮，正火不如退火。

（3）經(jīng)濟(jì)性。正火比退火的生產(chǎn)周期短，設(shè)備利用率高，節(jié)能省時(shí)，操作簡(jiǎn)便，故在可能的情況下優(yōu)先采用正火。

由于正火與退火在某種程度上有相似之處，實(shí)際生產(chǎn)中有時(shí)可以相互代替；而且正火與退火相比，力學(xué)性能高，操作方便，生產(chǎn)周期短，耗能少，因此在可能條件下，應(yīng)優(yōu)先考慮正火處理。

4.3.2鋼的淬火

1．淬火

淬火是將鋼件加熱到Ac3或Ac1以上某一溫度，保溫一定時(shí)間，然后快速冷卻以獲得馬氏體組織的熱處理工藝。

淬火的目的是為了提高鋼的力學(xué)性能。如用于制作切削刀具的T10鋼，退火態(tài)的硬度小于20HRC，適合于切削加工，如果將T10鋼淬火獲得馬氏體后配以低溫回火，硬度可提高到約為60～64HRC，同時(shí)具有很高的耐用性，可以切削金屬材料(包括退火態(tài)的T10鋼)；再如45鋼經(jīng)淬火獲得馬氏體后高溫回火，其力學(xué)性能與正火態(tài)相比：σs由320MPa提高到450MPa，δ由18％提高到23％，ak由70J／cm2提高到100J/cm2，具有良好的強(qiáng)度與塑性和韌性的配合?？梢姡慊鹗且环N強(qiáng)化鋼件、更好地發(fā)揮鋼材性能潛力的重要手段。

1）鋼的淬火工藝

（1）淬火加熱溫度的選擇。淬火加熱的目的是為了獲得細(xì)小而均勻的奧氏體，使淬火后得到細(xì)小而均勻的馬氏體或貝氏體。

碳鋼的淬火加熱溫度可根據(jù)Fe-Fe3C相圖來選擇，如圖4-33所示。

圖4-33碳鋼的淬火加熱溫度

亞共析鋼的淬火加熱溫度為Ac3以上30～50℃，這時(shí)加熱后的組織為細(xì)的奧氏體，淬火后可以得到細(xì)小而均勻的馬氏體。淬火加熱溫度不能過高，否則，奧氏體晶粒粗化，淬火后會(huì)出現(xiàn)粗大的馬氏體組織，使鋼的脆性增大，而且使淬火應(yīng)力增大，容易產(chǎn)生變形和開裂；淬火加熱溫度也不能過低(如低于Ac3)，否則必然會(huì)殘存一部分自由鐵素體，淬火時(shí)這部分鐵素體不發(fā)生轉(zhuǎn)變，保留在淬火組織中，會(huì)使鋼的強(qiáng)度和硬度降低。但對(duì)于某些亞共析合金鋼，在略低于Ac3的溫度進(jìn)行亞溫淬火，可利用少量細(xì)小殘存分散的鐵素體來提高鋼的韌性。

共析鋼、過共析鋼的淬火加熱溫度為Ac1以上

30～50℃，如T10的淬火加熱溫度為760～780℃，這時(shí)的組織為奧氏體(共析鋼)或奧氏體+滲碳體(過共析鋼)，淬火后得到均勻細(xì)小的馬氏體+殘余奧氏體或馬氏體+顆粒狀滲碳體+殘余奧氏體的混合組織。對(duì)于過共析鋼，在此溫度范圍內(nèi)淬火的優(yōu)點(diǎn)是：組織中保留了一定數(shù)量的未溶二次滲碳體，有利于鋼的硬度和耐磨性；由于降低了奧氏體中的碳含量，可改變馬氏體的形態(tài)，從而降低了馬氏體的脆性。此外，使奧氏體的含碳量不致過多而保證淬火后殘余奧氏體不致過多，有利于提高硬度和耐磨性，奧氏體晶粒細(xì)小，淬火后可以獲得較高的力學(xué)性能；同時(shí)加熱時(shí)的氧化脫碳及冷卻時(shí)的變形、開裂傾向小。若淬火溫度太高，會(huì)形成粗大的馬氏體，使機(jī)械性能惡化；同時(shí)也增大淬火應(yīng)力，使變形和開裂傾向增大。

(2）淬火加熱時(shí)間的確定。

淬火加熱時(shí)間包括升溫和保溫兩個(gè)階段的時(shí)間。通常以裝爐后爐溫達(dá)到淬火溫度所需時(shí)間為升溫階段，并以此作為保溫時(shí)間的開始，保溫階段是指鋼件燒透并完成奧氏體化所需的時(shí)間。

（3）淬火冷卻介質(zhì)。

工件進(jìn)行淬火冷卻時(shí)所使用的介質(zhì)稱為淬火冷卻介質(zhì)，具體說明如下：

①理想淬火介質(zhì)的冷卻特性。

淬火要得到馬氏體，淬火冷卻速度必須大于vk，而冷卻速度過快，則總會(huì)不可避免地造成很大的內(nèi)應(yīng)力，往往引起零件的變形和開裂。淬火時(shí)怎樣才能既得到馬氏體而又能減小變形并避免開裂呢?這是淬火工藝中要解決的一個(gè)主要問題。對(duì)此，可從兩個(gè)方面入手：一是找到一種理想的淬火介質(zhì)，二是改進(jìn)淬火冷卻方法。

圖4－34理想淬火介質(zhì)的冷卻特性

由C曲線可知，要淬火得到馬氏體，并不需要在整個(gè)冷卻過程都進(jìn)行快速冷卻，理想淬火介質(zhì)的冷卻特性應(yīng)如圖4－34所示。在650℃以上時(shí)，因?yàn)檫^冷奧氏體比較穩(wěn)定，速度應(yīng)慢些，以降低零件內(nèi)部溫度差而引起的熱應(yīng)力，防止變形；在650～550℃(C曲線“鼻尖”附近)范圍內(nèi)時(shí)，過冷奧氏體最不穩(wěn)定，應(yīng)快速冷卻，淬火冷卻速度應(yīng)大于vk，使過冷奧氏體不致發(fā)生分解形成珠光體；在300～200℃之間，過冷奧氏體已進(jìn)入馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，應(yīng)緩慢冷卻，因?yàn)榇藭r(shí)相變應(yīng)力占主導(dǎo)地位，可防止內(nèi)應(yīng)力過大而使零件產(chǎn)生變形，甚全開裂。但目前為止，符合這一特性要求的理想淬火介質(zhì)還沒有找到。

②常用淬火介質(zhì)。

目前常用淬火介質(zhì)有水及水基、油及油基等。

·水。水是應(yīng)用最為廣泛的淬火介質(zhì)，這是因?yàn)樗畠r(jià)廉、易得，而且具有較強(qiáng)的冷卻能力，但它的冷卻特性并不理想。水在650～500℃范圍內(nèi)冷卻速度較大；在300～200℃范圍內(nèi)也較大，而在300～200℃需要慢冷，它的冷卻速度比要求的大，所以容易使零件產(chǎn)生變形、甚至開裂，這是它的最大缺點(diǎn)。提高水溫能降低650～500℃范圍的冷卻能力，但對(duì)300～200℃的范圍，冷卻能力幾乎沒有影響，而且不利于淬硬，也不能避免變形，所以淬火用水的溫度?？刂圃?0℃以下。水在生產(chǎn)上主要用作尺寸較小、形狀簡(jiǎn)單的碳鋼零件的淬火介質(zhì)。

·鹽水。為提高水的冷卻能力，在水中加入5％～15％的食鹽成為鹽水溶液，其冷卻能力比清水更強(qiáng)，在650～500℃范圍內(nèi)，冷卻能力比清水提高近1倍，這對(duì)于保證碳鋼件的淬硬來說是非常有利的。當(dāng)用鹽水淬火時(shí)，由于食鹽晶體在工件表面的析出和爆裂，不僅能有效地破壞包圍在工件表面的蒸汽膜，使冷卻速度加快，而且還能破壞在淬火加熱時(shí)所形成的氧化皮，使它剝落下來，所以用鹽水淬火的工件，容易得到高的硬度和光潔的表面，不易產(chǎn)生淬不硬的弱點(diǎn)，這是清水無法相比的。但鹽水在300～200℃范圍，冷速仍像清水一樣快，使工件易產(chǎn)生變形，甚至開裂。生產(chǎn)上為防止這種變形和開裂，采用先鹽水快冷，在Ms點(diǎn)附近再轉(zhuǎn)入冷卻速度較慢的介質(zhì)中緩冷。所以鹽水主要使用于形狀簡(jiǎn)單,硬度要求較高而均勻,表面要求光潔，變形要求不嚴(yán)格的碳鋼零件的淬火，如螺釘、銷、墊圈等。

·油。油也是廣泛使用的一種冷卻介質(zhì)，淬火用油幾乎全部為各種礦物油（如錠子油、機(jī)油、柴油、變壓器油等）。它的優(yōu)點(diǎn)是在300～200℃范圍內(nèi)冷卻能力低，有利于減少零件變形與開裂；缺點(diǎn)是在650～500℃范圍冷卻能力也低，對(duì)防止過冷奧氏體的分解是不利的，因此不利于鋼的淬硬。所以只能用于一些過冷奧氏體較穩(wěn)定的合金鋼或尺寸較小的碳鋼件的淬火。

·其他。為了減少零件淬火時(shí)的變形，可用鹽浴作淬火介質(zhì)。常用堿浴和硝鹽浴的成分、熔點(diǎn)及使用溫度見表4－4。

表4－4熱處理常用堿浴和硝鹽浴的成分、熔點(diǎn)及使用溫度

這些介質(zhì)主要用于分級(jí)淬火和等溫淬火。其特點(diǎn)是沸點(diǎn)高，在高溫區(qū)堿浴的冷卻能力比油強(qiáng)而比水弱，硝鹽浴的冷卻能力則比油弱；在低溫區(qū)則都比油弱。堿浴和硝鹽浴的冷卻特性既能保證奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體中途不發(fā)生分解，又能大大降低工件變形、開裂傾向，所以主要用于截面不大，形狀復(fù)雜，變形要求嚴(yán)格的碳鋼、合金鋼工件等。

2）常用淬火方法

由于淬火介質(zhì)不能完全滿足淬火質(zhì)量要求，所以在熱處理工藝上還應(yīng)在淬火方法上加以解決。生產(chǎn)中應(yīng)根據(jù)鋼的化學(xué)成分、工件的形狀和尺寸，以及技術(shù)要求等來選擇淬火方法。選擇合適的淬火方法可以在獲得所要求的淬火組織和性能前提條件下，盡量減少淬火應(yīng)力，從而減少工件變形和開裂的傾向。

目前常用的淬火方法有單介質(zhì)淬火、雙介質(zhì)淬火、分級(jí)淬火和等溫淬火等(見表4－5)，冷卻曲線如圖4－35所示。

表4－5常用淬火方法

圖4－35常用淬火冷卻方法示意圖(a)單介質(zhì)淬火；(b)雙介質(zhì)淬火；(c)馬氏體分級(jí)淬火；(d)貝氏體等溫淬火

3）鋼的淬透性

（1）淬透性的基本概念。

淬透性是指鋼在淬火時(shí)獲得馬氏體的能力。淬火時(shí)，同一工件表面和心部的冷卻速度是不同的，表面的冷卻速度最大，愈到中心冷卻速度愈小，如圖4－36（a）所示。淬透性低的鋼，當(dāng)其截面尺寸較大時(shí)，由于心部不能淬透，因此表層與心部組織不同（圖4－36（b））。鋼的淬透性主要取決于臨界冷卻速度。臨界冷卻速度愈小，過冷奧氏體愈穩(wěn)定，鋼的淬透性也就愈好。因此，除Co外，大多數(shù)合金元素都能顯著提高鋼的淬透性。

圖4－36工件淬透層與冷卻速度的關(guān)系

淬透性是鋼的固有屬性，決定了鋼材淬透層深度和硬度分布的特性。淬透性的大小可用鋼在一定條件下淬火所獲得的淬透層深度和硬度分布來表示。從理論上講，淬透層深度應(yīng)為工件截面上全部淬成馬氏體的深度；但實(shí)際上，即使馬氏體中含少量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)5％～10％)的非馬氏體組織，在顯微鏡下觀察或通過測(cè)定硬度也很難區(qū)別開來。為此規(guī)定：從工件表面向里的半馬氏體組織處的深度為有效淬透層深度，以半馬氏體組織所具有的硬度來評(píng)定是否淬硬。當(dāng)工件的心部在淬火后獲得了50％以上的馬氏體時(shí)，則可被認(rèn)為已淬透。

同樣形狀和尺寸的工件，用不同成分的鋼材制造，在相同條件下淬火，形成馬氏體的能力不同，容易形成馬氏體的鋼淬透層深度越大，則反映鋼的淬透性越好。如直徑均為30mm

的45鋼和40CrNiMo試棒，加熱到奧氏體區(qū)（840℃），然后都用水進(jìn)行淬火。分析兩根試棒截面的組織，并測(cè)定其硬度。結(jié)果是45鋼試棒表面組織為馬氏體，而心部組織為鐵素體+索氏體。表面硬度為55HRC，而心部硬度僅為20HRC，表示45鋼試棒心部未淬火。而40CrNiMo鋼試棒則表面至心部均為馬氏體組織，硬度都